汽车用低合金高强钢H300LAD+Z产品开发

供稿|胡华东 /

汽车用热镀锌低合金高强度钢(HSLA钢)具有较高的强韧度和良好的焊接性能，是传统的优秀的汽车结构加强件用钢，广泛应用于汽车的A柱加强件、内侧B柱、左右纵梁外板、座椅滑轨件、发动机支架板、车门槛加长件、左右前翼子板内板、顶盖横梁、车窗台加强梁等。高强度低合金钢制造的零件一般对刚度要求较高，且要求碰撞时变形尽可能小，以减少车体变形，确保人身安全，满足汽车行业高安全性、低能耗的要求[1]，被广泛应用于汽车结构件上，如悬挂件、底盘和加强件[2]。

近年来，为了满足各行业加强度、减重量以及节能降耗的发展需求，高强钢的研发受到广泛关注。大量研究和生产实践表明微合金化技术和控轧控冷工艺相结合是研发和生产低成本高强度钢的有效途径之一[3，4]。20世纪50年代，Hall 和Petch研究了晶粒尺寸与力学性能的关系，并指出细化晶粒能同时提高强度与韧性；20世纪60年代，Davenport A T等的研究表明低合金钢在合适的工艺条件下可以析出一定体积分数的纳米粒子，产生明显的沉淀强化效果[5]。

成分设计

成分设计是产品开发的前提和基础，H300LAD+Z钢成分设计依据产品组织性能特点，结合山东钢铁集团日照公司生产实际而进行，具体化学成分见表1。采用C、Mn、P、Si固溶强化和Nb、Ti细晶强化及析出强化三种强化机制。

钢中的含碳量越低，其焊接性能越好。C元素可以稳定奥氏体组织，可以利用固溶体硬化强化基体。C在奥氏体中的固溶度比在铁素体中高得多，如果增加C含量就能够适当降低Mn的含量，但是碳化物沉淀可能会降低C的固溶度。

表1 H300LAD+Z钢的化学成分设计(质量分数，%)

Mn起固溶强化作用，过高的Mn含量会对钢的塑性和冲击性能产生严重的影响。Mn元素是奥氏体稳定化元素，它的加入使Ms点降低。Mn既能以固溶状态存在，也可以进入渗碳体中取代一部分Fe原子，起固溶强化，强化基体的作用。

硅是固溶强化元素，固溶在铁素体中，随着硅含量的增加，钢的强度显著提高，冷成型性和焊接性能下降。硅含量增加，硅元素容易在钢板表面形成致密的氧化层Mn2SiO4，从而影响材料的镀锌性能。

Nb、Ti为微合金化元素，其作用机理主要是通过细化晶粒和沉淀析出强化来提高钢的强度，是强烈的碳、氮化合物形成元素，在钢中主要以Nb和Ti的碳氮化物形式存在，阻止奥氏体晶粒的长大，最终使铁素体晶粒尺寸变小，细化组织。

在传统观念中，磷在钢中属于有害元素，它会降低钢的冲击韧性，提高钢的脆化温度，恶化钢的焊接性能。其实，那是磷与碳共同作用的结果，如果除去碳的影响，磷还能使塑性、韧性有所增加，使脆化温度有所降低[6]。在除了碳、氮元素以外的诸多固溶体形成元素中，磷的固溶强化能力最大。在低碳钢中，每增加0.01%的磷，其屈服强度可提高6.1～7.1 MPa，磷的固溶强化能力是硅的7倍，是锰的10倍。磷元素还可以提高烤漆硬化性，可解决成型性与碰撞抗凹性之间的矛盾。P作为提高强度的关键固溶元素，其加入量过小时不足以提高强度，加入量过大时会导致其他性能恶化，故P含量根据强度要求控制在0.01%～0.03%。

工业试制

试验钢H300LAD+Z工业试制工艺流程：高炉铁水→转炉冶炼→吹氩(钢包)→连铸→精整→铸坯下送→板坯加热→粗轧→精轧→层流冷却→卷取→钢卷下送→酸洗+冷连轧→热镀锌→光整→(精整)→涂油→包装。

试验钢的冶炼

统计分析样本数为40炉钢的该试验钢实际生产成分情况，各个元素均在内控范围内，偏差也很低，这为热轧和冷轧生产以及性能稳定性提供了有利的保证。H300LAD+Z试验钢的实际化学成分见表2。

表2 H300LAD+Z试验钢的实际化学成分(质量分数，%)

试验钢的热轧

把实验钢加热到1250℃，保温5 min，然后以10℃/s的冷却速率冷却到900℃，保温20 s后分别以0.1、0.2、0.5、1、5、10、20、50、60℃/s的速率冷却，试验钢热模拟试样的显微硬度值如表3所示。

如图1所示，在加热过程中试样随温度升高，膨胀量逐渐增加。在随后的冷却过程中，膨胀量随着温度的降低而减小，膨胀量的降低和温度的降低呈线性关系，但是在发生相变的时候，膨胀曲线会出现转折点。根据热膨胀曲线上膨胀量的转折点确定各相转变的开始点和结束点以及相变开始温度和终了温度。

表3 试验钢热模拟试样的显微硬度值

图1 连续冷却时热膨胀曲线示意图

热轧过程中强化轧制改善钢材强度和韧性是对包括从轧前的加热到最终轧制道次结束为止的整个轧制过程进行最佳控制以使钢材获得预期的良好性能，热轧态拉伸性能见表4。

表4 热轧态H300LAD+Z钢拉伸性能

实验研究表明，热轧带钢终轧后快速冷却可以阻止晶粒长大，细化热轧晶粒，从而使成品强度提高。但如果晶粒尺寸过于细小，会降低冷轧成品的延伸率，层流冷却速度还影响析出相的形态。对于低合金高强钢，提高卷取温度将促使析出相的充分析出，有利于降低再结晶温度，促进再结晶织构的发展。通过不同卷取温度下的金相组织分析表明，高温卷取会使热轧卷晶粒粗化。

冷轧压下率

为了达到高的成形性能，采用的冷轧总压下率60%～80%。

试验钢的连续热镀锌

H300LAD+Z试验钢在高温退火时要产生形变晶粒的回复、再结晶和晶粒长大等过程，其中再结晶是一个显微组织彻底重新改组并相对形变状态性能发生根本性变化的过程。再结晶温度是描述钢再结晶行为的一个重要标志，它较为客观地反映了该钢种的属性。退火温度对试验钢拉伸性能参数的影响见表5和表6。

表5 退火温度对强度的影响

表6 退火温度对延伸率和应变硬化指数的影响

在热镀锌生产过程中，各段炉温和气氛的控制是关键。带钢进入锌锅的温度过高或过低、形成的铁-锌合金层不同都会影响锌层的附着性。炉内气氛不合理，如露点或氧含量高、带钢表面氧化层没有得到充分还原，也会影响锌层附着力。镀层的附着力随着锌液铝含量的提高而有所增加，锌液铝含量为0.21%时的镀层附着性优良。由于铝对铁比锌对铁的热力学亲合力大，因此，在锌液中加入铝，首先在界面上形成Fe2Al5初始相，薄而致密的Fe2Al5层作为中间层既能够牢固地附着在钢基表面又能够起到黏附镀层的作用，这就是随着锌液铝含量的增加，镀层附着性增加的原因所在。良好的Fe2Al5的形成与带钢厚度的波动和带钢速度的合理匹配非常关键。若速度较慢，形成的脆性ζ相过多，会导致锌层附着性变差。

如图2所示，随着预变形量的增加，屈服平台的长度减少，当预拉伸量超过1.5%时，屈服平台消失。也就是说，该材质钢的生产工艺中，在其它成分和工艺正常情况下，在镀锌后工序环节，光整和拉伸矫直量需要在1.5%以上，才可以达到消除屈服平台的目的。光整工艺的目的之一就是通过预变形消除屈服平台，使被溶质原子钉扎住的位错大部分基本脱钉，摆脱气团的包围，使其在钢板各方向能均匀的连续变形。同时，拉伸矫直工艺也能起到预拉伸变形的作用。

图2 预变形量对屈服平台的影响

试验钢的组织性能分析

力学性能

用于测定室温拉伸性能的试样为垂直于轧制方向的横向拉伸试样，标距宽度为20 mm，标距长度80 mm。测定的力学性能指标包括屈服强度、抗拉强度、延伸率(A80)和n90。试验钢的力学性能测试结果见表7。实验结果表明：试验钢完全能满足屈服强度300～360 MPa、抗拉强度410～460MPa、延伸率A80≥26%、n90≥0.15的技术要求，试验钢钢板的拉伸性能达到较好的控制水平，具有较好的成形性能，满足产品技术要求。

表7 试验钢板的力学性能

金相组织及析出物

试验钢成品的典型金相组织形态如图3所示。试验钢成品组织由铁素体+珠光体组成，晶粒度为10级。晶粒形状等轴，晶界较平直，说明再结晶充分。氧化物夹杂为1.5级，符合要求。

图3 试验钢成品典型金相组织形态

能谱分析如图4所示，细小析出物为以Nb为主的Nb复合碳氮化物析出。分析试验钢成品试样中第二相粒子析出行为：Nb含量为0.010%时，没有析出第二相粒子；Nb含量达到0.025%时，有第二相粒子析出；这些在铁素体内部析出的细小弥散分布的析出物不仅产生显著的强化效果，而且能够阻碍奥氏体-铁素体转变过程中所形成的铁素体晶粒长大，也能阻碍转变后的铁素体晶粒长大，钉扎晶界，从而获得细化的晶粒。能谱分析表明：第二相主要为球形，见图4(a)，少数为方形和矩形，分布较均匀。第二相尺寸以20～60 nm为主，也有少量为100～200 nm，见图4(b)。经能谱分析，细小析出物为以Nb为主的Nb复合碳氮化物析出。微合金元素形成的高度弥散的碳、氮化物可以对奥氏体边界起固定作用，从而阻止奥氏体晶界迁移，阻止奥氏体晶粒长大。

结束语

实验表明，工业试制的热镀锌低合金高强钢H300LAD+Z为铁素体组织，晶粒度10级，产品完全能满足屈服强度300～360 MPa、抗拉强度410～460 MPa、延伸率A80≥26%、n90≥0.15的技术要求，具有良好的成形性能，钢板镀层均匀，可镀性良好。热镀锌低合金高强钢H300LAD+Z主要供给合资品牌汽车主机厂，用于生产轮罩加强板、前后地板、前风窗横梁以及其他零部件，通过工业应用表明热镀锌低合金高强钢H300LAD+Z的成形性、焊接性、涂镀性、安全性均符合用户使用要求。因此，热镀锌低合金高强钢H300LAD+Z的成分设计、工艺控制是合适的。

图4 第二相粒子析出情况

摄影 贾大庸

[1] 屠孝模(译). 汽车用高强度低合金(HSLA)钢. 锡钢科技，1995：61

[2] Repas P E. Metallurgical fundaments for HSLA steels. ASM International，1986：3

[3] Funakawa Y，Shiozaki T，Tomita K，et al. Development of high strength hot-rolled sheet steel consisting of ferrite and nanometersized carbides. ISIJ International，2004，44(11)：1945

[4] Shanmugam S，Ramisetti N K，Misra R D K，et al. Microstructure and high strength–toughness combination of a new 700 MPa Nbmicroalloyed pipeline steel. Materials Science & Engineering A，2008，478(1-2)：26

[5] Davenport A T，Brossard L C，Miner R E. Precipitation in microalloyed high-strength low-alloy steel. JOM，1975，27(6)：21

[6] 刘彦明；石凯；王洪铎. 连续油管管-管对接焊接头质量保证体系探讨. 焊接技术，2018：85